WO2011096456A1 - 厚鋼板の製造方法 - Google Patents

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WO2011096456A1
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清孝 中島
学 星野
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a thick steel plate, and more particularly to a method for producing a thick steel plate for welded structure having high rolling productivity and excellent low temperature toughness.
  • Steel plates used for welded structures such as shipbuilding, architecture, tanks, offshore structures and line pipes are required to have low temperature toughness in order to suppress brittle fracture of the structures, and in particular, yield stress is 315 MPa to 550 MPa, In many cases, thick steel plates having a thickness of 10 mm to 40 mm are used.
  • the low temperature toughness is improved by rolling at a low temperature of about 750 to 850 ° C., which is called a ⁇ non-recrystallization temperature range, and making the crystal grains finer in the rolling process.
  • Patent Documents 1 to 5 there are techniques disclosed in Patent Documents 1 to 5.
  • Patent Document 1 describes a steel plate excellent in the arrestability of a brittle crack having a thickness of 40 mm or more.
  • Patent Document 2 describes a steel plate excellent in workability and a method for manufacturing the same, which defines the Vickers hardness in the steel plate.
  • Patent Document 3 the time between passes from the completion of the final five passes in finish rolling to the start before the final four passes is 30 seconds or more, and the time between each pass from the last four passes to the final pass is 15 seconds or less.
  • a method of manufacturing a steel material with little material variation is described.
  • rolling conditions are set so as to satisfy a predetermined relationship between rolling temperature and rolling reduction in each rolling pass, and the effect of refinement of recrystallized ⁇ grains and non-recrystallized rolling can be fully enjoyed.
  • a method for producing a steel sheet having a finer final structure and having excellent strength and toughness is described.
  • tandem rolling is performed within 5 seconds between passes by using two rolling mills, the recrystallization is promoted, and the cumulative reduction ratio in the non-recrystallized region is set to 70% or more.
  • a method for producing a steel sheet having excellent toughness is described.
  • Patent Documents 1 to 5 have the following problems.
  • the manufacturing method described in Patent Document 1 requires low-temperature rolling (CR) where the plate thickness is thick.
  • CR low-temperature rolling
  • the crystal grains can be made finer, and the low temperature toughness is improved.
  • the manufacturing method described in Patent Document 2 has low productivity because low temperature rolling is essential.
  • the target steel sheet is a high-strength steel having a yield stress of 600 MPa or more, the yield stress is 315 MPa to 550 MPa, and the thickness is 10 mm to 40 mm. Not applicable.
  • an object of the present invention to provide a method for producing a thick steel plate for welded structures that does not require special equipment, has small material variations, and has excellent low-temperature toughness. Specifically, an object of the present invention is to provide a method for manufacturing a thick steel plate that can be refined by only high-temperature rolling without performing low-temperature rolling.
  • the present inventors diligently studied a method for producing a thick steel plate. As a result, even when rolling at a high temperature of about 850 to 950 ° C., called the ⁇ recrystallization temperature range, the production conditions that can refine the structure by utilizing the refining by ⁇ recrystallization have been found and rolled production A thick steel plate manufacturing method that achieves both high temperature and low temperature toughness has been realized.
  • the reduction ratio per pass is determined in the conventional manufacturing method after the hot rolling (hereinafter also referred to as “rear rolling”.
  • the former stage of hot rolling is also referred to as “previous rolling” hereinafter).
  • the time between passes is optimized in comparison with. When the rolling reduction per pass is increased, the number of passes is reduced, so that productivity is increased.
  • the rolling reaction force is increased, so that the reduction rate is suppressed to less than 10%.
  • the reduction rate is set to 10 to 25% and the time between passes is set to 3 to 25 seconds. It has been found that it is possible to refine the structure by utilizing the refinement by.
  • the present invention has been made on the basis of the above-described findings and further takes into consideration the component composition of steel excellent in productivity and low temperature toughness, and the gist thereof is as follows.
  • the plate thickness is 10 to 40 mm
  • the yield stress is 315 to 550 MPa
  • the microstructure is ferrite and bainite, or a mixed structure of ferrite, pearlite, and bainite
  • the average crystal grain size at the center of the plate thickness is A method for producing a thick steel plate, characterized in that the steel plate has a thickness of 5 to 20 ⁇ m.
  • Ceq. C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (A)
  • the method for manufacturing a steel plate for welded structure according to the present invention has a low temperature waiting time because no low temperature rolling is performed, and has a large rolling reduction, so that the number of passes is small and the rolling productivity is high. Furthermore, according to the manufacturing method of the present invention, the refined structure by recrystallization of ⁇ is utilized, and the structure is refined by high temperature rolling in the ⁇ recrystallization temperature range, thereby providing a thick steel plate for welded structure having excellent low temperature toughness. Can be manufactured.
  • molten steel adjusted to a desired component composition is melted by a known melting method using a converter or the like, and is made into a steel slab by a known casting method such as continuous casting.
  • the steel slab is heated to a temperature of 1000 to 1200 ° C.
  • the heating temperature of the steel slab is less than 1000 ° C., solutionization becomes insufficient.
  • the heating temperature exceeds 1200 ° C., the heated ⁇ grains become coarse, and it becomes difficult to refine in the subsequent rolling process, and furthermore, there is a time to wait for the temperature to drop before the start of high temperature rolling, Productivity is reduced.
  • a preferable heating temperature range is 1050 to 1150 ° C.
  • the first stage of hot rolling (first stage rolling) is performed at a sheet thickness center temperature of 950 to 1200 ° C., a cumulative reduction ratio of 50 to 95%, and the number of passes of 4 to 16.
  • the plate thickness center temperature exceeds 1200 ° C.
  • the recrystallized ⁇ grains cannot be made fine.
  • the productivity is lowered.
  • a preferred thickness center temperature is 1000 to 1150 ° C.
  • the cumulative rolling reduction is less than 50%, recrystallization does not proceed sufficiently and the recrystallized ⁇ grains cannot be made fine.
  • the cumulative rolling reduction exceeds 95%, the rolling load increases and productivity decreases.
  • a preferred cumulative rolling reduction is 60% to 90%. If the number of passes is less than 4, the recrystallized ⁇ grains cannot be made fine. When the number of passes exceeds 16, productivity decreases. A preferred number of passes is 5-14. Subsequently, a subsequent hot rolling (second-stage rolling) is performed at a sheet thickness center temperature of 850 to 950 ° C., a reduction ratio of 10 to 25% per pass, a time between passes of 3 to 25 seconds, and a pass number of 2 to 8 passes. When the plate thickness center temperature exceeds 950 ° C., the recrystallized ⁇ grains cannot be made fine. When the plate thickness center temperature is less than 850 ° C., the productivity is lowered. A preferred thickness center temperature is 870 to 930 ° C.
  • the rolling reduction per pass is less than 10%, the number of passes increases, so the productivity decreases. If the rolling reduction per pass exceeds 25%, the burden on the rolling mill becomes very large, which is difficult to realize.
  • a preferable rolling reduction per pass is 13 to 22%.
  • the time between passes is an important factor. When the rolling reduction per pass is in the range of 10 to 25% and the time between passes is less than 3 seconds, the process proceeds to the next pass within the incubation period required for nucleation of recrystallization or during the initial stage of recrystallization. Therefore, recrystallization does not proceed sufficiently.
  • the primary recrystallization is completed and the secondary recrystallization using the grain boundary energy as a driving force is started before proceeding to the next pass, so that the recrystallized ⁇ grains become coarse. . That is, if the time between passes is not in the range of 3 to 25 seconds, the refinement of the structure in high temperature rolling, which is the subject of the present invention, cannot be achieved. A preferred time between passes is 5 to 23 seconds. When the number of passes is less than 2, the recrystallized ⁇ grains cannot be made fine. When the number of passes exceeds 8, the productivity is lowered. A preferred number of passes is 3-7. Following the above hot rolling, accelerated cooling is performed from a sheet thickness center temperature of 750 ° C.
  • Preferred accelerated cooling conditions are a plate thickness center temperature at the start of cooling of 770 ° C.
  • the manufacturing method of the steel plate of this invention to control manufacture using the plate
  • the plate thickness center temperature By using the plate thickness center temperature, it is possible to properly control the manufacturing conditions even when the plate thickness changes compared to the case where the surface temperature of the steel plate is used. Can be manufactured efficiently.
  • the temperature distribution inside the steel sheet is calculated while measuring the surface temperature of the steel sheet from heating to rolling, and the rolling control is performed while predicting the rolling reaction force from the calculation result of the temperature distribution. It is carried out.
  • the steel plate center temperature can be easily obtained during rolling.
  • the accelerated cooling is controlled while predicting the temperature distribution inside the plate thickness.
  • tempering may be performed at 300 to 650 ° C. as necessary. When tempering at less than 300 ° C., the effect of tempering is difficult to obtain. When the tempering temperature exceeds 650 ° C., the amount of softening increases and it becomes difficult to ensure the strength.
  • a preferable tempering temperature is 400 to 600 ° C.
  • the production method of the present invention is applicable to the production of a steel plate having a plate thickness of 10 to 40 mm and a yield stress of 315 to 550 MPa.
  • the present invention is applicable to the production of yield stress 315 MPa class, 355 MPa class, or 390 MPa class steel sheets for hull structures. Accelerated cooling cannot be applied to a steel plate having a thickness of less than 10 mm because the plate shape deteriorates. For a steel plate having a plate thickness exceeding 40 mm, low temperature rolling is essential in order to ensure toughness, and thus it is impossible to achieve both productivity. In the production of a steel sheet having a yield stress of less than 315 MPa, accelerated cooling is not necessary, and therefore it is not necessary to apply the present invention. In the production of a steel sheet having a yield stress exceeding 550 MPa, low temperature rolling is essential to ensure toughness, and thus it is impossible to achieve both productivity.
  • the manufacturing method of the present invention does not require low-temperature rolling, it is a rolling method with a short temperature waiting time and a large rolling reduction, so that the number of passes is small and the rolling productivity is excellent.
  • the component composition of the thick steel plate to which the production method of the present invention is applied is as follows in consideration of strength, toughness, weld heat affected zone (HAZ) toughness, weldability, and the like. C is added by 0.04% or more in order to ensure the strength and toughness of the base material.
  • the C content exceeds 0.16%, it becomes difficult to ensure good HAZ toughness, so the C content is set to 0.16% or less.
  • the lower limit of the C content may be limited to 0.06% or 0.08%.
  • the upper limit of the C content may be limited to 0.15% or 0.14%. Since Si is effective as a deoxidizing element and a strengthening element, 0.01% or more is added. If the Si content exceeds 0.5%, the HAZ toughness is greatly deteriorated, so the Si addition amount is 0.5% or less. In order to ensure deoxidation, the lower limit of the Si content may be limited to 0.05% or 0.10%.
  • the upper limit of the Si content may be limited to 0.40% or 0.34%.
  • Mn is added in an amount of 0.2% or more in order to ensure the strength and toughness of the base material. If the Mn content exceeds 2.5%, the center segregation becomes prominent, and the toughness of the base material and the HAZ where the center segregation has occurred deteriorates, so the Mn content is 2.5% or less. .
  • the lower limit of the Mn content may be limited to 0.6% or 0.8%.
  • the upper limit of the Mn content may be limited to 2.0%, 1.8%, or 1.6%.
  • P is an impurity element.
  • the P content In order to ensure the HAZ toughness stably, it is necessary to reduce the P content to 0.03% or less. In order to improve the HAZ toughness, the P content may be 0.02% or less or 0.015% or less.
  • S is an impurity element. In order to stably ensure the characteristics of the base material and the HAZ toughness, the S content needs to be reduced to 0.02% or less. In order to improve the properties of the base material and the HAZ toughness, the S content may be 0.01% or less or 0.008% or less.
  • Al is an element necessary for deoxidation and reducing O which is an impurity element. In addition to Al, Mn and Si also contribute to deoxidation.
  • the Al content is 0.10% or less.
  • the lower limit of the Al content may be 0.01% or 0.015%.
  • the upper limit of the Al content may be 0.08% or 0.06%.
  • Nb contributes to the improvement of the strength and toughness of the base material by adding 0.003% or more.
  • the Nb content exceeds 0.02%, the HAZ toughness and weldability deteriorate, so the Nb content is set to 0.02% or less.
  • the lower limit of the Nb content may be 0.005%.
  • the upper limit of the Nb content may be 0.015% or 0.012%.
  • the Ti content exceeds 0.05%, TiC is formed and the HAZ toughness decreases, so the Ti content is set to 0.05% or less.
  • the upper limit of the Ti content may be 0.03% or 0.02%.
  • N forms TiN and suppresses an increase in the austenite grain size when the steel slab is heated, so 0.001% or more is added. If the N content exceeds 0.008%, the steel material becomes brittle, so the N content is set to 0.008% or less.
  • optional elements that can be added as needed include Cu: 0.03-1.5%, Ni: 0.03-2.0%, Cr: 0% by mass. 0.03 to 1.5%, Mo: 0.01 to 1.0%, V: 0.03 to 0.2%, B: 0.0002 to 0.005% May be.
  • the strength and toughness of the base material can be improved.
  • upper limit of Cu content is 1.0%, 0.5% or 0.3%
  • upper limit of Ni content is 1.0%, 0.5% or 0.3%
  • the upper limit of the Cr content is 1.0%, 0.5%, or 0.3%
  • the upper limit of the Mo content is 0.3%, 0.2%, or 0.1%.
  • the upper limit of the amount may be limited to 0.1%, 0.07% or 0.05%, and the upper limit of the B content may be limited to 0.003%, 0.002 or 0.001%. If the content of these elements is too large, the HAZ toughness and weldability deteriorate, so the upper limit of the content is specified as described above. Furthermore, as other selective elements, one or two of mass%, Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.0005 to 0.01% You may contain the above. By adding these elements, the HAZ toughness is improved. These selective elements can be intentionally added to improve the strength and toughness of the base material. However, it is not necessary to add any of these selective elements in order to reduce alloy costs.
  • the steel plate produced by the method for producing a thick steel plate for welded structure of the present invention has a carbon equivalent calculated by the above formula (A) of 0.2 to 0.5%.
  • the carbon equivalent is obtained by substituting its content. If the carbon equivalent is less than 0.2%, the strength required for the steel sheet produced by the production method of the present invention cannot be satisfied. If the carbon equivalent exceeds 0.5%, the elongation, toughness, and weldability required for the steel sheet produced by the production method of the present invention cannot be satisfied. In order to ensure strength, the lower limit of the carbon equivalent may be limited to 0.25%, 0.28%, or 0.30%. In order to improve HAZ toughness and weldability, the lower limit of the carbon equivalent may be limited to 0.43%, 0.4%, or 0.38%.
  • the microstructure of the steel plate produced by the method for producing a thick steel plate for welded structure of the present invention is a mixed structure of ferrite and bainite or ferrite / pearlite and bainite.
  • the average crystal grain size in the central part of the thickness of the steel sheet produced by the method for producing a thick steel sheet for welded structure of the present invention is 5 to 20 ⁇ m.
  • the ferrite area ratio in the center portion of the plate thickness of the steel plate manufactured by the method for manufacturing the steel plate for welded structure of the present invention is about 20 to 80%.
  • the steel plate produced by the method for producing a welded structural steel plate according to the present invention is excellent in elongation, toughness, and strength.
  • the component composition of the molten steel was adjusted in the steel making process, and then a steel slab was produced by continuous casting. Next, this steel slab was reheated and further subjected to thick plate rolling to obtain a thick steel plate having a thickness of 10 to 40 mm. Subsequently, the thick steel plate was cooled with water. Test No. In 18 steel plates, air cooling was performed instead of water cooling (comparative example). Thereafter, heat treatment was performed as necessary to produce a thick steel plate having a yield strength of 315 MPa to 550 MPa. Tables 1 and 2 show the composition of each thick steel plate. The underline in Table 1 indicates that the content is outside the scope of the present invention. The brackets in Table 2 indicate the analytical value of the amount contained as an inevitable impurity.
  • the microstructure phase fraction was defined as the average value of the area ratios of the respective phases with respect to the entire visual field region obtained by imaging the microstructure at a plate thickness center position at a magnification of 500 times with an optical microscope.
  • the average crystal grain size is determined by measuring an area of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m at a pitch of 1 ⁇ m by an EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method, and defining a boundary where the crystal orientation difference from adjacent grains is 15 ° or more as a grain boundary. The average value of the crystal grain size was taken.
  • the yield stress was the total thickness, and the Charpy fracture surface transition temperature (vTrs) was tested using a specimen taken from the center of the plate thickness, and the result was used as a representative value for each steel plate.
  • the tensile test was carried out in accordance with “Metal Material Tensile Test Method” of JIS Z 2241 (1998), and two of them were tested and measured, and the average value was obtained.
  • the tensile test piece was a JIS Z 2201 (1998) No. 1B test piece.
  • the Charpy fracture surface transition temperature (vTrs) is based on JIS Z 2242 (2005) “Charpy impact test method for metal materials” using 2 mm V notch Charpy impact test specimens, and 3 each for 5 temperatures each.
  • the temperature at the time of 50% brittle fracture surface ratio was measured.
  • Tables 3 to 8 The temperature and cooling rate in the manufacturing method are values at the center position of the plate thickness, and were obtained from the measured surface temperature by heat conduction analysis using a known differential method.
  • a fracture surface transition temperature of ⁇ 60 ° C. or lower and a rolling time of 200 seconds or shorter were defined as good.
  • Underlines in Tables 3 to 8 indicate that the conditions are out of the range of the present invention, or that the characteristics and productivity of the steel sheet are outside the values defined as good. Test NO. 1 ⁇ NO.
  • Reference numeral 13 is an example of the present invention that satisfies all the conditions of the present invention, and is good in strength, toughness, and productivity.
  • Reference numeral 33 is a comparative example in which the underlined condition is out of the scope of the present invention.
  • Test NO. No. 14 had a large number of rolling passes in the former stage and the latter stage, and the end temperature of the latter stage rolling was low, so the rolling time was long and the productivity was low.
  • Test NO. No. 15 had a high strength and low toughness because the cooling rate was too fast.
  • Test NO. In No. 16 since the slab heating temperature was too high, the average crystal grain size was large, the toughness was low, the rolling time was long, and the productivity was low.
  • Test NO. In No. 16 since the slab heating temperature was too high, the average crystal grain size was large, the toughness was low, the rolling time was long, and the productivity was low. Test NO. In No.
  • Test NO. No. 18 had a large average crystal grain size and low toughness because the number of passes in the subsequent stage rolling was small.
  • Test NO. No. 19 had a large average crystal grain size and low toughness because the time between passes of the subsequent rolling was short.
  • Test NO. No. 20 had a small average rolling grain size and low toughness due to a small cumulative rolling reduction of the preceding stage rolling, and the rolling time was long and the productivity was low.
  • Test NO. No. 21 had an excessively high cooling end temperature, so the average grain size was large, and the strength and toughness were low. Test NO. In Nos.
  • the method for producing a thick steel plate according to the present invention has a low temperature waiting time because there is no low-temperature rolling process, and has a large rolling reduction, so that the number of passes is small and rolling productivity is high.
  • a method for producing a thick steel plate for a welded structure that can be refined by high temperature rolling in a ⁇ recrystallization temperature range and is excellent in low temperature toughness by utilizing refinement by recrystallization of ⁇ . Therefore, it can be applied to the manufacture of thick steel plates used for shipbuilding, construction, tanks, offshore structures, welded structures such as line pipes, and the industrial applicability is great.

Abstract

厚鋼板の製造方法であって、所定の成分組成を有する鋼片を、１０００～１２００℃に加熱し、次いで、板厚中心温度９５０～１２００℃で、累積圧下率５０～９５％、パス数４～１６パスの前段圧延を施し、その後、板厚中心温度８５０～９５０℃で、パス数２～８パス、各パスでの圧下率１０～２５％、パス間時間３～２５秒の後段圧延を施し、続いて、板厚中心温度７５０℃以上から、１～５０℃／ｓの冷却速度で、６５０℃以下の温度まで加速冷却を施し、板厚が１０～４０ｍｍ、降伏応力が３１５～５５０ＭＰａであり、ミクロ組織がフェライト、及びベイナイト、又は、フェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織であり、かつ、板厚中心部における平均結晶粒径が５～２０μｍの厚鋼板とすることを特徴とする。

Description

厚鋼板の製造方法
　本発明は、厚鋼板の製造方法に関し、特に、圧延生産性の高い、低温靭性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法に関する。
　造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に用いられる厚鋼板には、構造物の脆性破壊を抑制するために低温靭性が求められ、特に、降伏応力が３１５ＭＰａ~５５０ＭＰａ、板厚が１０ｍｍ~４０ｍｍの厚鋼板を使用するケースが多くなっている。
　一般に、低温靭性は、圧延工程において、γ未再結晶温度域と呼ばれる７５０~８５０℃程度の低温で圧延を施し、結晶粒を細かくすることにより向上する。
　従来から、厚鋼板の低温靭性を向上させる方法について、種々の提案がなされており、例えば、特許文献１~５に開示された技術がある。
　特許文献１には、板厚４０ｍｍ以上の脆性き裂のアレスト性に優れた鋼板が記載されている。
　特許文献２には、鋼板内のビッカース硬さを規定した、加工性に優れた鋼板とその製造方法が記載されている。
　特許文献３には、仕上圧延における最終５パスの完了から最終４パス前の開始までのパス間時間を３０秒以上、最終４パス前から最終パスまでの各パス間時間を１５秒以下とする材質ばらつきの少ない鋼材を製造する方法が記載されている。
　特許文献４には、各圧延パスで所定の圧延温度と圧下率の関係を満たすように圧延条件を設定し、再結晶γ粒の微細化と未再結晶圧延の効果を最大限に享受して、最終組織を微細化し、優れた強度・靭性を有する鋼板を製造する方法が記載されている。
　特許文献５には、２台の圧延機を用いて、パス間５秒以内でタンデム圧延し、再結晶を促進させ、未再結晶域での累積圧下率を７０％以上とすることにより、強度、靭性に優れた鋼板を製造する方法が記載されている。
特開２００７−３０２９９３号公報 特開２００６−１９３８１６号公報 特開２００２−２４９８２２号公報 特開２００４−２６９９２４号公報 特開平１１−１８１５１９号公報
　しかし、前記特許文献１~５には下記のような問題点があった。
　特許文献１に記載された製造方法は、板厚が厚い所での低温圧延（ＣＲ）が必要である。低温圧延を施すと、結晶粒を細かくすることができ、低温靭性が向上する。しかし、低温圧延を行うと、高温圧延終了後に、温度の低下を待つ時間が生じるので、圧延生産性が低下する。
　特許文献２に記載された製造方法は、低温圧延が必須であるので、生産性が低い。さらに、対象とする鋼板は、降伏応力６００ＭＰａ以上の高強度鋼であり、本発明が対象とする降伏応力が３１５ＭＰａ~５５０ＭＰａ、板厚が１０ｍｍ~４０ｍｍの厚鋼板には、ミクロ組織が異なるので、適用できない。
　特許文献３に記載された製造方法のように、パス間時間を３０秒以上とすると、本発明者らの検討の結果、再結晶γが粗大化することが分かった。
　特許文献４に記載された製造方法は、圧延温度を表面温度で管理するため、材質ばらつきが大きいうえ、再結晶までの時間が規定されていないので、再結晶γ粒の微細化は得られにくい。
　特許文献５に記載された製造方法のように、２台の圧延機を用いてのタンデム圧延は、設備上の制約が大きく、実用的ではない。
　そこで、本発明は、従来技術の、低温圧延を必要とすることによる生産性の低さを改善し、さらに、降伏応力が３１５ＭＰａ~５５０ＭＰａ、板厚が１０ｍｍ~４０ｍｍの厚鋼板に適用が可能な、特別な設備を必要とせず、材質ばらつきの小さい、低温靭性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法の提供を課題とする。具体的には、低温圧延を行わなくても、高温圧延のみで組織を微細化できる厚鋼板の製造方法の提供を課題とする。
　本発明者らは、厚鋼板の製造方法について鋭意検討した。その結果、γ再結晶温度域とよばれる８５０~９５０℃程度の高温での圧延でも、γの再結晶による微細化を活用して、組織を微細化することができる製造条件を見出し、圧延生産性と低温靭性とを両立できる厚鋼板の製造方法を実現した。
　具体的には、熱間圧延の後段（以下「後段圧延」ともいう。また、熱間圧延の前段を、以下「前段圧延」ともいう。）で、１パス当たりの圧下率を、従来の製造と比較して大きくし、パス間時間を最適化する。１パス当たりの圧下率を大きくすると、パス数が減るので、生産性は高くなる。従来のγ未再結晶温度域での低温圧延では、圧延反力が大きくなることから、圧下率は１０％未満に抑えられていた。
　しかし、本発明者らの検討によれば、γ再結晶温度域の高温圧延では、圧下率を１０~２５％とし、さらに、パス間時間を３~２５秒とすることにより、γの再結晶による微細化を活用し、組織の微細化が可能であることが分かった。
　本発明は、上述した知見に基づき、さらに、生産性、及び、低温靭性に優れた鋼の成分組成を考慮してなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ　：０．０４~０．１６％、
　Ｓｉ：０．０１~０．５％、
　Ｍｎ：０．２~２．５％、
　Ｐ　：０．０３％以下、
　Ｓ　：０．０２％以下、
　Ａｌ：０．００１~０．１０％、
　Ｎｂ：０．００３~０．０２％、
　Ｔｉ：０．００３~０．０５％、
　Ｎ　：０．００１~０．００８％
を含有し、選択元素として、
　Ｃｕ：０．０３~１．５％、
　Ｎｉ：０．０３~２．０％、
　Ｃｒ：０．０３~１．５％、
　Ｍｏ：０．０１~１．０％、
　Ｖ　：０．００３~０．２％、
　Ｂ　：０．０００２~０．００５％、
　Ｃａ：０．０００５~０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００５~０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００５~０．０１％
の１種又は２種以上を含有し、下記（Ａ）式の炭素当量Ｃｅｑ．が０．２~０．５％で、残部がＦｅ、及び不可避的不純物からなる鋼片を、
　１０００~１２００℃に加熱し、次いで、
　板厚中心温度９５０~１２００℃で、累積圧下率５０~９５％、パス数４~１６パスの前段圧延を施し、その後、
　板厚中心温度８５０~９５０℃で、パス数２~８パス、各パスでの圧下率１０~２５％、パス間時間３~２５秒の後段圧延を施し、続いて、
　板厚中心温度７５０℃以上から、１~５０℃／ｓの冷却速度で、６５０℃以下の温度まで加速冷却を施し、
　板厚が１０~４０ｍｍ、降伏応力が３１５~５５０ＭＰａであり、ミクロ組織がフェライト、及びベイナイト、又は、フェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織であり、かつ、板厚中心部における平均結晶粒径が５~２０μｍの厚鋼板とする
ことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
　Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
　　　　　＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　・・・（Ａ）
　（２）前記加速冷却が終了した後、３００~６５０℃で焼戻しすることを特徴とする前記（１）の厚鋼板の製造方法。
　本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法は、低温圧延を行わないので温度待ち時間が短く、また、圧下率が大きいのでパス数が少なく、圧延生産性が高い。さらに、本発明の製造方法によれば、γの再結晶による微細化を活用して、γ再結晶温度域における高温圧延で組織を微細化することにより、低温靭性に優れた溶接構造用厚鋼板を製造できる。
　はじめに、本発明の溶接構造用厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　まず、所望の成分組成に調整した溶鋼を、転炉等を用いた公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の公知の鋳造方法で鋼片とする。
　鋳造時の冷却途中、又は冷却後に、鋼片を１０００~１２００℃の温度に加熱する。鋼片の加熱温度が１０００℃未満では、溶体化が不十分となる。加熱温度が１２００℃を超えると、加熱γ粒が粗大化し、その後の圧延過程で微細化することが困難となり、さらに、高温圧延の開始までの間に、温度の低下を待つ時間が生じるので、生産性が低くなる。好ましい加熱温度の範囲は、１０５０~１１５０℃である。
　次いで、板厚中心温度９５０~１２００℃、累積圧下率５０~９５％、パス数４~１６で、前段の熱間圧延（前段圧延）を施す。
　板厚中心温度が１２００℃を超えると、再結晶γ粒を微細にすることができない。板厚中心温度が９５０℃未満となると、生産性が低下する。好ましい板厚中心温度は１０００~１１５０℃である。
　累積圧下率が５０％未満になると、再結晶が十分進まず、再結晶γ粒を微細にすることができない。累積圧下率が９５％を超えると、圧延負荷が大きくなり、生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、６０％~９０％である。
　パス数が４未満になると、再結晶γ粒を微細にすることができない。パス数が１６を超えると、生産性が低下する。好ましいパス数は、５~１４である。
　次いで、板厚中心温度８５０~９５０℃で、１パス当たりの圧下率１０~２５％、パス間時間３~２５秒、パス数２~８パスの後段の熱間圧延（後段圧延）を施す。
　板厚中心温度が９５０℃を超えると、再結晶γ粒を微細にすることができない。板厚中心温度が８５０℃未満となると、生産性が低下する。好ましい板厚中心温度は８７０~９３０℃である。
　１パス当たりの圧下率が１０％未満になると、パス数が増加するので、生産性が低下する。１パス当たりの圧下率が２５％を超えると、圧延機の負担が極めて大きくなるため、実現が困難である。１パス当たりの好ましい圧下率は、１３~２２％である。
　各パスでの圧下率を１０％以上とし、生産性を向上させるためには、パス間時間が重要な要素となる。
　１パス当たりの圧下率が１０~２５％の範囲で、パス間時間が３秒未満になると、再結晶の核生成に要する潜伏期間内、又は、再結晶初期段階のうちに次のパスに進むので、再結晶が十分に進行しない。パス間時間が２５秒を超えると、次のパスに進む前に、一次再結晶が完了し、粒界エネルギーを駆動力とした二次再結晶が開始するので、再結晶γ粒が粗大化する。すなわち、パス間時間が３~２５秒の範囲になければ、本発明の課題である、高温圧延での組織の微細化は達成できない。好ましいパス間時間は、５~２３秒である。
　パス数が２未満になると、再結晶γ粒を微細にすることができない。パス数が８を超えると、生産性が低下する。好ましいパス数は、３~７である。
　上記の熱間圧延に続いて、板厚中心温度７５０℃以上から、１~５０℃／ｓの冷却速度で、６５０℃以下の温度まで加速冷却を施す。
　冷却開始時の板厚中心温度が７５０℃未満になると、フェライト変態が進行するので、フェライト細粒組織が得られにくい。
　冷却速度が１℃／ｓ未満になると、微細組織を得るのが困難になる。冷却速度が５０℃／ｓを超えると、２０％以上のフェライト分率を得るのが困難になる。
　冷却停止温度が６５０℃を超えると、微細組織を得るのが困難になる。
　好ましい加速冷却の条件は、冷却開始時の板厚中心温度７７０℃以上、冷却速度５~４０℃／ｓ、冷却停止温度６００℃以下である。
　なお、鋼板の板厚中心温度を用いて製造を制御するのも、本発明の鋼板の製造方法の特徴である。板厚中心温度を用いることにより、鋼板の表面温度を用いる場合と比べ、板厚が変化した場合などにも、適切に製造条件を制御することができ、材質のばらつきが小さい、品質のよい鋼板を効率よく製造することができる。
　圧延工程では、通常、加熱から圧延までの間、鋼板の表面温度等を測定しながら鋼板内部の温度分布を計算し、その温度分布の計算結果から圧延反力などを予測しながら、圧延の制御を行っている。このように、圧延中に鋼板中心温度を容易に求めることができる。加速冷却を行う場合も、同様に板厚内部の温度分布を予測しながら、加速冷却の制御を行っている。
　加速冷却を施した後、必要に応じて３００~６５０℃で焼戻しを行ってもよい。
　３００℃未満での焼戻しでは、焼戻しの効果が得られにくい。焼戻し温度が６５０℃を超えると、軟化量が大きくなり、強度の確保が困難になる。
　好ましい焼戻し温度は、４００~６００℃である。
　本発明の製造方法は、板厚が１０~４０ｍｍ、降伏応力が３１５~５５０ＭＰａの鋼板の製造に適用可能である。特に、船体構造用の降伏応力３１５ＭＰａ級、３５５ＭＰａ級又は３９０ＭＰａ級鋼板の製造に適用可能である。
　板厚が１０ｍｍ未満の鋼板に対しては、板形状が劣化するため、加速冷却が適用できない。板厚が４０ｍｍを超える鋼板に対しては、靭性を確保するために、低温圧延が必須となるので、生産性との両立はできない。
　降伏応力が３１５ＭＰａ未満の鋼板の製造では、加速冷却が不要であるので、本発明を適用する必要がない。降伏応力が５５０ＭＰａを超える鋼板の製造では、靭性を確保するために低温圧延が必須となるので、生産性との両立はできない。
　上記の製造条件によれば、γの再結晶による微細化を活用し、高温圧延でも組織を微細化することができる。さらに、本発明の製造方法は、低温圧延を行う必要がないので、温度待ち時間が短く、圧下率の大きい圧延であるので、パス数も少なく、圧延生産性に優れた製造方法である。
　本発明の製造方法を適用する厚鋼板の成分組成は、強度、靭性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性及び溶接性等を考慮して、以下のとおりとする。
　Ｃは、母材の強度と靭性を確保するために０．０４％以上添加する。Ｃの含有量が０．１６％を超えると、良好なＨＡＺ靭性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６％以下とする。母材の強度確保のため、Ｃの含有量の下限を０．０６％又は０．０８％に制限してもよい。また、ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｃの含有量上限を０．１５％又は０．１４％に制限してもよい。
　Ｓｉは、脱酸元素、及び強化元素として有効であるので、０．０１％以上添加する。Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、ＨＡＺ靭性が大きく劣化するので、Ｓｉの添加量は０．５％以下とする。脱酸を確実に行うため、Ｓｉの含有量の下限を０．０５％又は０．１０％に制限してもよい。また、ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｓｉの含有量の上限を０．４０％又は０．３４％に制限してもよい。
　Ｍｎは、母材の強度と靭性を確保するために０．２％以上添加する。Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の母材とＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５％以下とする。母材の強度と靭性の向上のため、Ｍｎの含有量の下限を０．６％又は０．８％に制限してもよい。中心偏析による材質の劣化を防止するために、Ｍｎの含有量の上限を２．０％、１．８％又は１．６％に制限してもよい。
　Ｐは、不純物元素である。ＨＡＺ靭性を安定的に確保するためには、Ｐの含有量を０．０３％以下に低減する必要がある。ＨＡＺ靭性の向上のため、Ｐの含有量を０．０２％以下又は０．０１５％以下としてもよい。
　Ｓは、不純物元素である。母材の特性、及びＨＡＺ靭性を安定的に確保するためには、Ｓの含有量を０．０２％以下に低減する必要がある。母材の特性及びＨＡＺ靭性の向上のため、Ｓの含有量を０．０１％以下又は０．００８％以下としてもよい。
　Ａｌは、脱酸を担い、不純物元素であるＯを低減するために必要な元素である。Ａｌ以外に、ＭｎやＳｉも脱酸に寄与する。しかし、ＭｎやＳｉが添加される場合でも、Ａｌの含有量が０．００１％未満では、安定的にＯを低減することはできない。ただし、Ａｌの含有量が０．１０％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物やそのクラスターが生成し、母材とＨＡＺ靭性が損なわれるので、Ａｌの添加量は０．１０％以下とする。脱酸を確実に行うために、Ａｌの含有量の下限を０．０１％又は０．０１５％としてもよい。粗大酸化物の生成等を抑制するために、Ａｌの含有量の上限を０．０８％又は０．０６％としてもよい。
　Ｎｂは、０．００３％以上添加することにより、母材の強度、及び靭性の向上に寄与する。ただし、Ｎｂの含有量が０．０２％を超えるとＨＡＺ靭性や溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０２％以下とする。Ｎｂによる細粒化効果をより発揮させるため、Ｎｂの含有量の下限を０．００５％としてもよい。ＨＡＺ靭性や溶接性を向上させるため、Ｎｂの含有量の上限を、０．０１５％又は０．０１２％としてもよい。
　Ｔｉは、添加することによりＴｉＮが形成され、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する。オーステナイト粒径が大きくなると、変態後の結晶粒径も大きくなり、靭性が低下する。靭性を低下させないために必要な大きさの結晶粒径を得るためには、Ｔｉを０．００３％以上添加する必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．０５％を超えると、ＴｉＣが形成されＨＡＺ靭性が低下するので、Ｔｉの含有量は０．０５％以下とする。ＨＡＺ靭性を向上させるため、Ｔｉの含有量の上限を、０．０３％又は０．０２％としてもよい。
　Ｎは、ＴｉＮを形成し、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制するので、０．００１％を以上添加する。Ｎの含有量が０．００８％を超えると、鋼材が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８％以下とする。
　上述した添加元素のほかに、必要に応じて添加することができる選択元素として、質量％で、Ｃｕ：０．０３~１．５％、Ｎｉ：０．０３~２．０％、Ｃｒ：０．０３~１．５％、Ｍｏ：０．０１~１．０％、Ｖ：０．０３~０．２％、Ｂ：０．０００２~０．００５％の１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素を添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。必要に応じて、Ｃｕの含有量の上限を１．０％、０．５％又は０．３％に、Ｎｉの含有量の上限を１．０％、０．５％又は０．３％に、Ｃｒの含有量の上限を１．０％、０．５％又は０．３％に、Ｍｏの含有量の上限を０．３％、０．２％又は０．１％に、Ｖの含有量の上限を０．１％、０．０７％又は０．０５％に、Ｂの含有量の上限を０．００３％、０．００２又は０．００１％に制限してもよい。
　これらの元素の含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、含有量の上限を上記のとおりに規定する。
　さらに、その他の選択元素として、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０１％、Ｍｇ：０．０００５~０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１％の１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素を添加することにより、ＨＡＺ靭性が向上する。
　母材の強度及び靭性向上などのために、これらの選択元素を意図的に添加することができる。しかし、合金コスト低減などのために、これらの選択元素を何ら添加しなくても差し支えない。これらの元素は、意図的に添加しない場合であっても、不可避的不純物として、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．０００８％以下、Ｍｇ：０．０００８％以下：ＲＥＭ：０．０００８％以下を、鋼中に含有し得る。これらの元素が、鋼中に不可避的不純物として、含有された場合であっても、本発明の厚鋼板の製造方法には、なんら影響しない。
　本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法で製造する鋼板は、前記（Ａ）式により求められる炭素当量を、０．２~０．５％とする。選択元素が不可避的不純物として含有された場合は、その含有量を代入して、炭素当量を求める。
　炭素当量が０．２％未満になると、本発明の製造方法により製造する鋼板に要求される強度を満足できない。炭素当量が０．５％を超えると、本発明の製造方法により製造する鋼板に要求される伸び、靭性、及び溶接性を満足できない。強度確保のため、炭素等量の下限を０．２５％、０．２８％又は０．３０％に制限してもよい。ＨＡＺ靭性や溶接性の改善のため、炭素等量の下限を０．４３％、０．４％又は０．３８％に制限してもよい。
　本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法により製造される鋼板のミクロ組織は、フェライト及びベイナイト、又はフェライト／パーライト及びベイナイトの混合組織である。このような組織となることにより、本発明の製造方法により製造する鋼板に要求される強度、及び靭性が確保される。
　本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法により製造される鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径は、５~２０μｍである。その結果、本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法により製造される鋼板に要求される靭性を満足するものとなる。
　本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法により製造される鋼板の板厚中心部におけるフェライト面積率は、２０~８０％程度である。その結果、本発明の溶接構造用厚鋼板の製造方法により製造される鋼板は、伸び、靭性、及び強度に優れたものとなる。
　製鋼工程において溶鋼の成分組成を調整し、その後、連続鋳造によって鋼片を製造した。
　次いで、この鋼片を再加熱し、さらに、厚板圧延を施して厚さが１０~４０ｍｍの厚鋼板とし、続いて、厚鋼板を水冷した。試験Ｎｏ．１８の鋼板では、水冷の代わりに空冷を行った（比較例）。
　その後、必要に応じて熱処理を行い、降伏強度が３１５ＭＰａ~５５０ＭＰａの厚鋼板を製造した。表１~２に各厚鋼板の成分組成を示す。表１の下線は、含有量が本発明の範囲外であることを示す。表２の括弧書きは、不可避的不純物として含まれた量の分析値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　製造した各厚鋼板について、ミクロ組織相分率、平均結晶粒径、及び機械的性質を測定した。
　ミクロ組織相分率は、光学顕微鏡により板厚中心位置を５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析により求めた全視野領域に対する各相の面積率の平均値とした。
　平均結晶粒径は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定し、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、そのときの結晶粒径の平均値とした。
　機械的性質のうち、降伏応力は全厚、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は板厚中心部から採取した試験片を用いて試験を行い、その結果を各鋼板の代表値とした。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８年）の「金属材料引張試験方法」に準拠し、各２本を試験測定し、その平均値を求めた。引張試験片は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８年）の１Ｂ号試験片とした。
　シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５年）の「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠し、１温度につき各３本を５温度で試験し、５０％脆性破面率のときの温度を測定した。
　各厚鋼板のこれらの測定結果を、製造方法と合わせて、表３~８に示す。なお、製造方法における温度や冷却速度は、板厚中心位置の値であり、実測の表面温度から、公知の差分法による熱伝導解析により求めた。
　本実施例では、破面遷移温度−６０℃以下、圧延時間２００ｓ以下を良好と規定した。表３~８の下線は、条件が本発明の範囲外であること、又は、鋼板の特性、生産性が、上記の良好と規定した値を外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
 　試験ＮＯ．１~ＮＯ．１３は、本発明の条件を全て満足する本発明例であり、強度、靭性、生産性とも良好である。
　試験ＮＯ．１４~ＮＯ．３３は、下線部の条件が本発明の範囲から外れる比較例である。
　試験ＮＯ．１４は、前段、及び後段の圧延パス数が多く、後段圧延の終了温度が低いので、圧延時間が長く生産性が低かった。
　試験ＮＯ．１５は、冷却速度が速すぎたので、強度が高く、靭性が低かった。
　試験ＮＯ．１６は、スラブ加熱温度が高すぎたので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低いうえ、圧延時間が長く生産性が低かった。
　試験ＮＯ．１７は、冷却開始温度が低すぎたので、平均結晶粒径が大きく、強度、及び靭性が低かった。
　試験ＮＯ．１８は、後段圧延のパス数が少ないので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。
　試験ＮＯ．１９は、後段圧延のパス間時間が短いので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。
　試験ＮＯ．２０は、前段圧延の累積圧下率が小さいので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低いうえ、圧延時間が長く生産性が低かった。
　試験ＮＯ．２１は、冷却終了温度が高すぎたので、平均結晶粒径が大きく、強度、及び靭性が低かった。
　試験ＮＯ．２２、２９、３０は、後段圧延のパス間時間が長いので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低いうえ、圧延時間が長く生産性が低かった。
　試験ＮＯ．２３は、空冷による冷却なので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。
　試験ＮＯ．２４~２８は、成分範囲が本発明の範囲から外れるので、靭性が低かった。
　試験ＮＯ．３１~３３は、後段圧延の各パスでの圧下率が小さいので、平均結晶粒径が大きく、靭性が低かった。Ｎｏ．３２、３３については、パス間時間が規定の範囲内ではあるがやや長めであり、かつ、各パスでの圧下率が小さすぎるので、圧延時間も長く生産性が低かった。
　以上の実施例から、本発明の製造方法によれば、γの再結晶による微細化を活用して、γ再結晶温度域での高温圧延で組織を微細化することにより、低温靭性に優れた厚鋼板が得られることが確認された。
　なお、本発明は上述した実施形態に限定されるものではない。本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。
　本発明の厚鋼板の製造方法は、低温圧延工程がないので温度待ち時間が短く、また、圧下率が大きいのでパス数が少なく、圧延生産性が高いものである。本発明によれば、γの再結晶による微細化を活用して、γ再結晶温度域における高温圧延でも組織を微細化でき、低温靭性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法を提供することができるので、造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に用いられる厚鋼板の製造に適用でき、産業上の利用可能性は大きい。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０４~０．１６％、
    　Ｓｉ：０．０１~０．５％、
    　Ｍｎ：０．２~２．５％、
    　Ｐ　：０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．０２％以下、
    　Ａｌ：０．００１~０．１０％、
    　Ｎｂ：０．００３~０．０２％、
    　Ｔｉ：０．００３~０．０５％、
    　Ｎ　：０．００１~０．００８％
    を含有し、選択元素として、
    　Ｃｕ：０．０３~１．５％、
    　Ｎｉ：０．０３~２．０％、
    　Ｃｒ：０．０３~１．５％、
    　Ｍｏ：０．０１~１．０％、
    　Ｖ　：０．００３~０．２％、
    　Ｂ　：０．０００２~０．００５％、
    　Ｃａ：０．０００５~０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００５~０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００５~０．０１％
    の１種又は２種以上を含有し、下記（Ａ）式の炭素当量Ｃｅｑ．が０．２~０．５％で、残部がＦｅ、及び不可避的不純物からなる鋼片を、
    　１０００~１２００℃に加熱し、次いで、
    　板厚中心温度９５０~１２００℃で、累積圧下率５０~９５％、パス数４~１６パスの前段圧延を施し、その後、
    　板厚中心温度８５０~９５０℃で、パス数２~８パス、各パスでの圧下率１０~２５％、パス間時間３~２５秒の後段圧延を施し、続いて、
    　板厚中心温度７５０℃以上から、１~５０℃／ｓの冷却速度で、６５０℃以下の温度まで加速冷却を施し、
    　板厚が１０~４０ｍｍ、降伏応力が３１５~５５０ＭＰａであり、ミクロ組織がフェライト、及びベイナイト、又は、フェライト、パーライト、及びベイナイトの混合組織であり、かつ、板厚中心部における平均結晶粒径が５~２０μｍの厚鋼板とする
    ことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
    　Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
    　　　　　＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　・・・（Ａ）
  2. 　前記加速冷却が終了した後、３００~６５０℃で焼戻しすることを特徴とする請求項１に記載の厚鋼板の製造方法。
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